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DE69708832T2 - Kaltgewalztes Stahlblech und sein Herstellungsverfahren - Google Patents

Kaltgewalztes Stahlblech und sein Herstellungsverfahren

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DE69708832T2
DE69708832T2 DE69708832T DE69708832T DE69708832T2 DE 69708832 T2 DE69708832 T2 DE 69708832T2 DE 69708832 T DE69708832 T DE 69708832T DE 69708832 T DE69708832 T DE 69708832T DE 69708832 T2 DE69708832 T2 DE 69708832T2
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less
hot
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rolled steel
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Osamu Furukumi
Masahiko Morita
Takashi Obara
Kazunori Osawa
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JFE Steel Corp
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Kawasaki Steel Corp
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Description

    HINTERGRUND DER ERFINDUNG (I) Bereich der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein kalt gewalztes Stahlblech aus beruhigtem Stahl mit niedrigem Kohlenstoff-Aluminium-Gehalt und ein Verfahren zur Herstellung desselben sowie einen warm gewalzten Bandstahl, aus dem das Blech besteht. Genauer gesagt, betrifft die vorliegende Erfindung ein kalt gewalztes Stahlblech mit einer guten Tiefziehbarkeit und Anti-Alterungseigenschaften und dessen Fertigungsverfahren sowie einen warm gewalzten Bandstahl, aus dem dieses besteht.
    • (II) Beschreibung des Standes der Technik
  • Da kalt gewalztes Stahlblech eine höhere Abmessungsgenauigkeit, ein feineres Oberflächenerscheinungsbild und eine bessere Verarbeitbarkeit aufweist als warm gewalztes Stahlblech, wird kalt gewalztes Stahlblech in großem Umfang für Kraftfahrzeuge, Elektrogeräte, Baustoffe und Ähnliches eingesetzt. Bisher wurden schweißbare kalt gewalzte Bleche mit einer höheren Streckbarkeit (Gesamtdehnung: EI) und einem höheren Rankford-Wert (r-Wert) als kalt gewalzte Stahlbleche mit guter Verarbeitbarkeit vorgeschlagen. Diese Stähle verwenden Anpassungen verschiedener Stahlzusammensetzungen oder eine Kombination von Zusammensetzungen und Fertigungsverfahren. Ein typisches Beispiel ist ein Stahlblech mit besonders geringem Kohlenstoffgehalt, bei dem der Gehalt an C im Stahl während des Stahlherstellungsprozesses auf 50 Promille oder weniger gesenkt wird und bei dem dem Stahl ein Element hinzugefügt wird, das ein Karbid und ein Nitrid bildet (zum Beispiel Ti und Nb). Diese Stahlbleche werden hauptsächlich durch Dauerglühen gefertigt. Ein derartiges Stahlblech kann ausgezeichnete Eigenschaften wie zum Beispiel eine technische Streckgrenze (YS) von ≤ 200 Mpa, eine Gesamtdehnung (EI) von ≥ 50% und einen r-Wert ≥ 2,0 aufweisen. Weiterhin werden in einem derartigen Stahlblech mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt der gelöste Kohlenstoff und der gelöste Stickstoff, die dazu neigen, eine Verschlechterung durch Alterung herbeizuführen, völlig als Karbid oder Nitrid stabilisiert. Deshalb wird eine Materialverschlechterung kaum durch Alterung auf Grund von gelöstem Stickstoff oder gelöstem Kohlenstoff verursacht.
  • Jedoch wird, wie oben beschrieben, der Stahl mit besonders geringem Kohlenstoffgehalt durch Entgasen erzeugt, um den Gehalt an Kohlenstoff auf 50 Promille oder weniger zu senken. Dadurch sind die Herstellungskosten für den Stahl mit besonders geringem Kohlenstoffgehalt höher als die des üblichen beruhigten Stahls mit geringem Kohlenstoffgehalt (0,02-0,06%). Weiterhin sind die Eigenschaften des Stahls mit besonders geringem Kohlenstoffgehalt, abgesehen von der Verarbeitbarkeit, denen des üblichen beruhigten Stahls mit geringem Kohlenstoffgehalt unterlegen. Dies betrifft insbesondere die Behandelbarkeit mit chemischer Konversion, die Stärke von Schweißnähten oder Ähnliches, wie in der "TETSU-TO-HAGANE" ((1985) - S1269), herausgegeben vom Eisen- und Stahl-Institut Japans und dem "Derzeitigen Fortschritt hinsichtlich Material und Prozess" (Bd. 1, (1988)-946), herausgegeben von der gleichen Einrichtung, offen gelegt wurde. Dementsprechend gibt es viele Anwendungen, für die nur beruhigter Stahl mit geringem Kohlenstoffgehalt verwendet werden darf.
  • Wenn jedoch beruhigter Stahl mit geringem Kohlenstoffgehalt als Ausgangsstoff verwendet wird, ist es nicht einfach, kalt gewalztes Stahlblech mit einer guten Verarbeitbarkeit und Anti-Alterungseigenschaften durch Dauerglühen herzustellen. Im Allgemeinen beträgt die Temperatur nach dem Warmwalzen 600ºC oder mehr, um den gelösten Stickstoff als AlN zu fixieren. Während des Dauerglühens nach dem Kaltwalzen erfolgt im Abkühlprozess nach Abschluss der Rekristallisation ein schnelles Abkühlen. Während das Blech danach einige Minuten lang bei einer Temperatur von 300 bis 500ºC gehalten wird, schlagen sich Zementite im Kristallkorn und an den Korngrenzen nieder, wodurch die Menge an gelöstem Kohlenstoff vermindert wird. Selbst bei einem derartigen Verfahren ist es sehr schwierig, ein Stahlblech mit guten Anti-Alterungseigenschaften zu fertigen, bei denn der Alterungsindex 40 MPa oder weniger beträgt. (A.I.: Nach dem Setzen unter eine Zugspannung von 7,5% die Zugspannungsdifferenz vor und nach der Alterungsbehandlung für 30 Minuten bei 100 ºC).
  • Wie oben beschrieben, besteht ein weiterer wichtiger Faktor bei der Herstellung eines kalt gewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Verarbeitbarkeit in der Schaffung eines Stahlblechs mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt. Dementsprechend werden in modernen Dauerglühanlagen Anlagen zur Überalterungsbehandlung als metallurgisch unnötig erachtet. Weiterhin stehen auf Grund von Problemen wie den Baukosten Anlagen zur Überalterungsbehandlung nicht immer zur Verfügung. Wenn der beruhigte Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt die Dauerglühanlagen passiert, hat es sich als unmöglich erwiesen, ein Stahlblech zu fertigen, das einen A.I-Wert (Alterungsindex) von nicht mehr als 40 MPa aufweist.
  • Untersuchungen und Entwicklungsarbeit wurden unternommen, um ein Erzeugnis mit guten Anti-Alterungseigenschaften durch die Anwendung einer kurzzeitigen Überalterungsbehandlung zu erhalten. Bei dem in der offen gelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 57-126924/1982 vorgeschlagenen Verfahren wird nach Abschluss des Warmwalzens eines C und Mn innerhalb eines vorbestimmten Bereichs aufweisenden Stahlblechs der Stahl bei 400ºC oder weniger zu Bunden gewickelt. Das resultierende Zementit wird in dem warm gewalzten Stahlblech fein verteilt. Das sehr feine Zementit dient als Niederschlagskern (Niederschlagsstelle) für den gelösten C, um die Menge an gelöstem C zu vermindern. Weiterhin wird in der offen gelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 2-141534/1990 eine geeignete Warmwalzbedingung einschließlich der Brammenerwärmtemperatur für den beruhigten Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, zu dem ein wenig mehr Al und N hinzugefügt werden, oder für einen Stahl, dem B hinzugefügt wird, bestimmt. Der gelöste N im Stahl wird vollständig als AlN oder BN fixiert. AlN und BN werden als Niederschlagskern (Niederschlagsstelle) definiert, um den gelösten C zum Niederschlagen zu veranlassen und das Vergütungswalzen mit einem hohen Reduktionsverhältnis auszuführen.
  • Bei dem in der offen gelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 57- 12692411982 beschriebenen Verfahren ist jedoch das kristalline Korn fein, weil die Bundwickeltemperatur niedrig ist. Deshalb lassen sich eine Erhöhung der Formänderungsfestigkeit (YS) und eine Verminderung der Verarbeitbarkeit (EI) nicht vermeiden. Weiterhin kann bei dem in der offen gelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 2-14153411990 beschriebenen Verfahren zwar ein kalt gewalztes Stahlblech mit guter Anti-Alterungseigenschaft entstehen, doch ist das Vergütungswalzen mit einem hohen Reduktionsverhältnis von entscheidender Bedeutung. Dementsprechend werden ebenfalls eine Erhöhung der YS (Formänderungsfestigkeit) und eine Verminderung der EI (Dehnung) verursacht. Die JP-A-60258429 legt einen kalt gewalzten Stahl offen, der 0,01% C, 0,01-0,4% Mn, 0,001-0,08% gelöstes Al, 0,001- 0,007% N, 0,002-0,02% Ti sowie optional 0,05-0,5% Si, 0,03-0,11% P und 0,0002-0,001% B aufweist, wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht. Bei jedem bekannten Verfahren ist es schwierig, sowohl eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit (insbesondere Dehnbarkeit) als auch ausgezeichnete Anti- Alterungseigenschaften zu erzielen.
    • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Wir haben ein kalt gewalztes Stahlblech und ein Verfahren entdeckt, wodurch sowohl eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit als auch ausgezeichnete Anti- Alterungseigenschaften erzielt werden, wenn, ohne besondere Einschränkungen hinsichtlich der Bundwickelbedingung des warm gewalzten Stahls oder des Reduktionsverhältnisses beim Vergütungswalzen nach dem Glühen, beruhigter Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt als Ausgangsstoff verwendet wird, sodass die Wärmebehandlung in einer Dauerglühanlage ohne Einsatz einer Anlage zur Uberalterungsbehandlung vorgenommen werden kann.
  • Zu den wichtigen Merkmalen der vorliegenden Erfindung gehören die folgenden:
  • (1) Der Gesamtgehalt an Al im Stahl beträgt weniger als ca. 0,010%. Dadurch wird das gelöste Al vermindert. Somit wird das Kornwachstum während des Glühens gefördert, wodurch die Verarbeitbarkeit verbessert wird.
  • (2) Der Ti-Gehalt ist auf die Menge beschränkt, die zur Bildung von Sulfiden und Nitriden benötigt wird. Somit wird ein substanzieller Niederschlag von feinem TiC vermieden. Dies fördert die Rekristallisation und das Kornwachstum während des Dauerglühens und ermöglicht eine Verbesserung der Verarbeitbarkeit.
  • (3) Bor (B) ist in einer Menge vorhanden, die für den Niederschlag von Bar enthaltenden Einschlüssen (z.B. Fe und Fex(C, B)y) während des Abkühlens des warm gewalzten Blechs und des Abkühlens während des Glühens des kalt gewalzten Blechs ausreichend ist. Diese Bor enthaltenden Einschlüsse dienen als Niederschlagsstellen für sphärische Zementite, die wachsen und die Anti- Alterungseigenschaften des Stahls erheblich verbessern.
  • (4) Das Zementit wird im warm gewalzten Blech zu Kügelchen geformt. Somit wird die Bildung einer (111)-Struktur im Stahl des kalt gewalzten Stahlblechs gefördert, was für das Tiefziehen während des Kaltwalzens und des Rekristallisationsglühens von Nutzen ist.
  • Die vorliegende Erfindung schafft ein neuartiges kalt gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Tiefziehbarkeit und ausgezeichneten Anti-Alterungseigenschaften durch das synergetische Zusammenwirken der niedrigen Aluminium- und Titangehalte, der Anwesenheit von Bor und der Kugelbildung des Zementits.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein kalt gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Tiefziehbarkeit und ausgezeichneten Anti-Alterungseigenschaften, das in Näherungswerten Folgendes aufweist:
  • C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
  • Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
  • Mn: 0,01 bis 1,50 Gewichtsprozent
  • P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
  • S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
  • Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
  • N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
  • Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr, und wobei gilt
  • Ti (Gew-%)/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] ≤ etwa 1,0;
  • und wobei
  • B in einer Menge von etwa 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent vorhanden ist, wobei der Rest aus Eisen und zufälligen Verunreinigungen besteht.
  • Weiterhin weist der warm gewalzte Stahl des warm gewalzten Bandstahls, der als Ausgangsstoff für die Fertigung des kalt gewalzten Stahlblechs dient, die oben beschriebene Stahlzusammensetzung auf und besitzt einer speziellen strukturellen Querschnitt. Er enthält ein Zementit, das, mit Ausnahme des Zementits im Perlit, bestimmten Bedingungen gerecht wird, das heißt, das Zementit weist einen Formparameter von etwa S: 1,0 bis 5,0 gemäß der folgenden Gleichung (1) auf:
  • S = (1/n) (Lli/Lsi) (1)
  • wobei Lli die Länge einer langen Seite der i-ten Zementitpartikel (um) und Lsi die Länge einer kurzen Seite der i-ten Zementitpartikel (um) repräsentiert.
  • Das erfindungsgemäße kalt gewalzte Stahlblech weist weiterhin Nb auf, wobei der Gesamtgehalt an Nb und Ti zwischen etwa 0,006 und 0,050 Gewichtsprozent liegt. Das kalt gewalzte Stahlblech weist weiterhin etwa 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent Cr auf. Weiterhin weist das kalt gewalzte Stahlblech einen β-Gehalt (Sauerstoff) von etwa 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent auf Die Summe des Si-Gehalts und des Al-Gehalts beträgt etwa 0,005 Gewichtsprozent oder mehr, und der Verteilungsmodus der nichtmetallischen Einschlüsse ist dahingehend spezifiziert, dass die nichtmetallischen Einschlüsse aus mindestens einem von einem Oxid, einem Sulfid und einem Nitrid bestehen, bei dem der durchschnittliche Korndurchmesser im Bereich von etwa 0,01 bis 0,50 um und der durchschnittliche Abstand im Bereich von etwa 0,5 bis 5,0 um liegt.
  • Weiterhin betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Fertigung des oben beschriebenen kalt gewalzten Stahlblechs und warm gewalzten Stahlblechs. Das heißt, erfindungsgemäß weist die Stahlbramme als Näherungswerte auf:
  • C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
  • Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
  • Mn: 0,01 bis 1,50 Gewichtsprozent
  • P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
  • S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
  • Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
  • N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
  • Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr, und wobei gilt
  • Ti (Gew-%)/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] ≤ etwa 1,0;
  • und wobei
  • B in einer Menge von etwa 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent vorhanden ist, und wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
  • (a) Wiedererwärmen der Stahlbramme bis auf oder Halten einer Temperatur von etwa 1100ºC oder weniger; und
  • (b) im Rahmen eines Warmwalzprozesses unter Einschluss eines Warmvorwalzschrittes und eines Dressierungs-Warmwalzschrittes,
  • wobei das Warmvorwalzen der Stahlbramme so ausgeführt wird, dass die Beziehung zwischen der Temperatur T (ºC) und dem Reduktionsverhältnis R (%) während des letzten Durchgangs des Warmvorwalzschrittes der folgenden Näherungsbedingung genügt:
  • 0,02 ≤ R/T ≤ 0,08, wobei R das Reduktionsverhältnis (%) und T die Temperatur in Grad Celsius bezeichnet;
  • das Warmwalzen der Stahlbramme bei 850ºC oder weniger in dem Dressierungs- Warmwalzschritt, und
  • (c) Wickeln des resultierenden warm gewalzten Stahlblechs zu Bunden. Das Verfahren zur Fertigung des kalt gewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Tiefziehbarkeit und ausgezeichneten Anti-Alterungseigenschaften weist weiterhin folgende Schritte auf:;
  • (d) Kaltwalzen; und
  • (e) in einem Dauerglühprozess,
  • wobei das erhaltene Stahlblech für fünf Minuten oder weniger im Bereich der Rekristallisationstemperatur bis 850ºC gehalten, das Stahlblech abgekühlt und 5 bis 120 Sekunden bei einer Temperatur zwischen 500 und 300ºC ruhen gelassen wird.
  • Weiterhin wird die Stahlbramme, wenn sie im Stranggussverfahren hergestellt wird, mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit von 10 bis 100ºC pro Minute im Kühlschritt auf 1400 bis 1100ºC abgekühlt
  • Weitere Einzelheiten werden aus der nachfolgenden Beschreibung, den Beispielen sowie den Zeichnungen deutlich.
    • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen einer Gesamtdehnung (EI) und dem Alterungsindex (A.I.) zeigt.
  • Fig. 2 ist ein Diagramm, das eine Beziehung zu einem Formparameter eines Zementits in einem warm gewalzten Bandstahl zeigt: S, die Gesamtdehnung (EI), den r-Wert und den Alterungsindex (A.I) des Stahls.
  • Fig. 3 zeigt Vergleichsdiagramme der Wärmezyklen beim Rekristallisationsglühen.
    • AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Ein verdeutlichender Satz spezifischer Beispiele der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Er dient nur der Verdeutlichung und ist nicht als Definition oder Beschränkung des Schutzumfangs der Erfindung gedacht.
  • Eine Platine besteht aus der in Tabelle 1 gezeigten Stahlzusammensetzung und weist eine Dicke von 30 mm auf. Die Platine wird auf eine Brammen-Wiederaufwärmtemperatur (SRT) von 1000-1100ºC wieder erwärmt und dann in drei Durchgängen warm gewalzt. Die Endtemperatur beim Dressieren beträgt 800ºC und die Blechdicke 3,0 mm. Das resultierende Stahlblech wird wärmebehandelt, indem es eine Stunde lang bei 600ºC gehalten wird, was der Bundwickeltemperatur in einer tatsächlichen Produktionslinie entspricht. Das Stahlblech wird mittels Ofenkühlung (etwa 1ºC/min) auf 500ºC abgekühlt. Das Stahlblech wird mittels Luftkühlung auf Zimmertemperatur abgekühlt. Das resultierende warm gewalzte Stahlblech wird gebeizt. Danach wird das warm gewalzte Stahlblech kalt gewalzt, sodass ein halt gewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 0,7 mm geformt wird. Danach wird die Wärmebehandlung in Form eines Dauerglühprozesses durchgeführt. Das heißt, das Stahlblech wird wieder mit einer Wiedererwärmgeschwindigkeit von 10ºC/s auf 800ºC erwärmt und verbleibt 120 Sekunden in diesem Zutand. Dann wird das Stahlblech mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10ºC/s auf Zimmertemperatur abgekühlt. Das Vergütungswalzen erfolgt mit einem Reduktionsverhältnis von 0,8%. Es wird dafür gesorgt, dass die Längsrichtung eines Musterblechs mit der Walzrichtung des Stahlblechs zusammenfällt. Auf diese Weise wird ein Testblech für den JIS-5- Zugspannungstest geformt. Die Gesamtdehnung (EI) und der Alterungsindex (A.I.) werden gemessen. Die Beziehung zwischen ihnen ist in Fig. 1 dargestellt. Die in Tabelle 1 verwendeten Symbole, wie zum Beispiel , , , , usw., besitzen keine spezielle Bedeutung, sondern dienen nur dazu, die in Fig. 1 gezeigte Beziehung zwischen ihnen optisch zu verdeutlichen.
  • Im Ergebnis dessen weist das Stahlblech, das aus der erfindungsgemäßen Reihe von Bestandteilen (einer zusammengesetzten Hinzufügung von wenig Al, Ti und B) besteht, im gleichen A.I. einen viel größeren EI-Wert auf als das Stahlblech, das aus der herkömmlichen Zusammensetzung besteht. Das erfindungsgemäße Stahlblech weist eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit auf. Das heißt, ohne Ti und/oder B, oder wenn die Al-Menge hoch ist, wird deutlich, dass es nicht möglich ist, einen beruhigten Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt zu erzielen, der eine so ausgezeichnete Verarbeitbarkeit und so ausgezeichnete Anti-Alterungseigenschaften aufweist, wie es bei der vorliegenden Erfindung der Fall ist. Tabelle 1 (Gewichtsprozent) Tabelle 2 (Gewichtsprozent)
  • Die Platine besteht aus der in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzung und weist eine Dicke von 30 mm auf. Sie wird bis auf 1050ºC wieder erwärmt und in drei Durchgängen warm gewalzt, wobei die Dressier-Endtemperatur zwischen 810ºC und 900ºC liegt, sodass die Vergütungsblechdicke 3,2 mm betragen kann. Die Wärmebehandlung erfolgt ebenso wie beim Wickeln auf Bunde, indem das Blech eine Stunde lang bei 600ºC gehalten wird. Das Stahlblech wird mittels Ofenkühlung (etwa 2ºC/min oder weniger) auf 500ºC abgekühlt. Mittels Luftkühlung wird es dann auf Zimmertemperatur abgekühlt, um das warm gewalzte Stahlblech herzustellen. Nach dem Beizen des warm gewalzten Stahlblechs wird ein kalt gewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 0,8 mm geformt. Das Stahlblech wird wieder mit einer Wiedererwärmgeschwindigkeit von 6ºC/s auf 800ºC erwärmt und 30 Sekunden in diesem Zustand belassen. Das Stahlblech wird mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 30 ºC/s auf 400ºC abgekühlt und 150 Sekunden lang auf 400ºC gehalten. Dann erfolgt die Wärmebehandlung durch Dauerglühen bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 6ºC, bis die Zimmertemperatur erreicht ist. Das Vergütungswalzen erfolgt mit einem Reduktionsverhältnis von 0,8%, um ein kalt gewalztes und geglühtes Stahlblech zu erhalten. Es wird dafür gesorgt, dass die Richtungen von 0º, 45º und 90º relativ zur Walzrichtung der resultierenden Stahlbleche mit der Längsrichtung der Musterplatine zusammenfallen. Auf diese Weise entsteht ein Testblech für den JIS-5-Zugspannungstest. Ein durchschnittlicher r-Wert, die EI und der A.I. werden ermittelt. Es sei darauf verwiesen, dass die EI- und A.I.-Werte Merkmale der Richtung 0º sind. Der Durchschnittswert für r: ist der mittels der folgenden Gleichung (2) erlangte Wert:
  • Durchschnittswert von r = (X&sub0; + 2X&sub4;&sub5; + X&sub9;&sub0;)/4, (2)
  • wobei X&sub0; den charakteristischen Wert in der Richtung 0º relativ zur Walzrichtung;
  • X&sub4;&sub5; den charakteristischen Wert in der Richtung 45º relativ zur Walzrichtung und
  • X&sub9;&sub0; den charakteristischen Wert in der Richtung 90º relativ zur Walzrichtung darstellt.
  • Der Formparameter (S) eines Zementits des obigen warm gewalzten Stahlblechs wird auf folgende Weise ermittelt: Ein Dickenquerschnitt eines warm gewalzten Stahlblechs wird durch ein Scanner-Elektronenmikroskop mit 1000-facher Vergrößerung von einer Oberfläche bis zur gegenüberliegenden Oberfläche parallel zur Walzrichtung betrachtet, um die Form des Zementits zu erkennen. Eine Vorrichtung mit Bildanalysesystem wird verwendet, um die lange Seite und die kurze Seite jedes Niederschlages zu messen. Der Wert S wird anhand der folgenden Gleichung errechnet:
  • S = (1/n) (Lli/Lsi), (I)
  • wobei Lli die Länge der langen Seite jedes i-ten Zementits (um) und Lsi die Länge der kurzen Seite des i-ten Zementits (um) repräsentiert.
  • Fig. 2 zeigt die Beziehung des Formparameters eines Zementits des warm gewalzten Stahlblechs (S), die EI, den -Wert und den A.I. des kalt gewalzten und geglühten Stahls. Die in Tabelle 2 verwendeten Symbole wie zum Beispiel , , , , usw. besitzen keine spezielle Bedeutung, sondern dienen nur dazu, die in Fig. 2 gezeigte Beziehung zwischen ihnen optisch zu verdeutlichen. In dem Stahlblech, das aus der erfindungsgemäßen Reihe von Bestandteilen (einer zusammengesetzten Hinzufügung von wenig Al, Ti und B) besteht, liegt der Formparameter S im Bereich von 5,0 oder weniger. Der A.I. ist vermindert. Um den Wert S zu verringern, wird die Dressier-Endtemperatur (FDT) beim Walmwalzen vermindert und die Abkühlgeschwindigkeit vom Bundwickeln auf 500ºC vermindert, wodurch eine Diffusion von C gefördert und der Hersteller in die Lage versetzt wird, das Zementit zu Kügelchen zu formen. Bei der herkömmlichen Zusammensetzung, das heißt, ohne Ti und/oder B, oder wenn die Al-Menge hoch ist, ist es nicht möglich, einen beruhigten Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt zu erzielen, der eine so ausgezeichnete Verarbeitbarkeit und so ausgezeichnete Anti-Alterungseigenschaften aufweist, wie es bei der vorliegenden Erfindung der Fall ist. Wenn weiterhin das warm gewalzte Stahlblech die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufweist und sein Formparameter (S) des Zementits im Bereich zwischen 1,0 und 5,0 liegt, hat sich gezeigt, dass man ein kalt gewalztes Stahlblech mit guter Tiefziehbarkeit und Anti-Alterungseigenschaft erhalten kann. Dementsprechend wird in dem erfindungsgemäßen warm gewalzten Stahlblech der Formparameter (S) des Zementits mit Ausnahme des Zementits im Perlit auf den Bereich zwischen 1,0 und 5,0 festgesetzt.
  • Der Grund ist folgender: Angenommen, ein stab- oder lattenförmiges Zementit mit einem S-Wert oberhalb von etwa 5,0 wird im Schritt des Warmwalzens des Stahlblechs niedergeschlagen. Beim Glühen nach dem Kaltwalzen werden viele Kristalle mit (110)-Orientierung in der Nähe des stab- oder plattenförmigen Zementits gebildet, die einen nachteiligen Effekt auf die Tiefziehbarkeit haben. Dadurch wird die Verarbeitbarkeit wesentlich beeinträchtigt. Wenn andererseits das niedergeschlagene elliptische oder sphärische Zementit, dessen S-Wert ≤ 5,0 beträgt, vorliegt, wird die Entstehung von Kristallen mit (110)-Orientierung unterdruckt. Somit werden Entstehung und Wachstum von Kristallen mit (111)-Orientierung gefördert und damit die Tiefziehbarkeit verbessert.
  • Es erübrigt sich zu erwähnen, dass etwa 1,0 als Untergrenze definiert wird, weil das Verhältnis der langen Seite zur kurzen Seite in der Gleichung (1) nicht unter etwa 1,0 liegen kann.
  • Im Folgenden werden die Gründe für wichtige Einschränkungen hinsichtlich der Stahlbestandteile und des Fertigungsverfahrens beschrieben.
    • C: über etwa 0,015 bis 0,15 Gewichtsprozent
  • Der Gehalt an C liegt über etwa 0,015 Gewichtsprozent. Um den Gehalt an C auf 0,015 Gewichtsprozent oder weniger zu senken, ist eine Behandlung zur Kohlenstoffentziehung im Prozess der Stahlherstellung erforderlich. Dies treibt die Kosten beträchtlich in die Höhe. Hinzu kommt, dass das kristalline Korn sehr klein wird, wenn der Gehalt an C etwa 0,15 Gewichtsprozent übersteigt. Dies bewirkt einen kleinen EI-Wert und führt damit zu einer Verschlechterung der Verarbeitbarkeit. Deshalb wird die Obergrenze für den Gehalt an C mit etwa 0,15 Gewichtsprozent definiert. Vorzugsweise liegt der Gehalt an C im Bereich von etwa 0,015 bis 0,060 Gewichtsprozent.
    • Si: etwa 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
  • Wenn der Gehalt an Si über etwa 1,0 Gewichtsprozent liegt, wird das Material härter, wodurch die Verarbeitbarkeit beeinträchtigt wird. Wenn Silizium oder eine Siliziumlegierung als Deoxidationsmittel im Prozess der Stahlherstellung eingesetzt wird, ist vorzugsweise Si für eine ausreichende Deoxidation hinzuzufügen, sodass etwa 0,001 Gewichtsprozent Si oder mehr im Stahl enthalten sein können. Vorzugsweise liegt der Si-Gehalt im Bereich von etwa 0,0001 bis 0,050 Gewichtsprozent.
    • Mn: etwa 0,01 bis 1,5 Gewichtsprozent
  • Typischerweise wird Mn als ein Element hinzugefügt, das S bindet und eine Rotverkürzung als MnS bewirkt. Da erfindungsgemäß S durch Ti gebunden wird, wird Mn als Element zur Verbesserung der Formfestigkeit hinzugefügt. Um die Wirkung zu erreichen, sind etwa 0,01 Gewichtsprozent oder mehr von Mn erforderlich. Andererseits bewirkt ein Gehalt über etwa 1,50 Gewichtsprozent, dass das kristalline Korn feiner wird. Dies führt zu einer Verhärtung des Materials und damit zu einer Verschlechterung der Verarbeitbarkeit. Außerdem steigen die Kosten des Stahls. Dementsprechend liegt Mn erfindungsgemäß im Bereich von etwa 0,01 bis 1,50 Gewichtsprozent. Vorzugsweise liegt der Mn-Gehalt zwischen etwa 0,05 und 0,50 Gewichtsprozent.
    • P: etwa 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
  • P ist ein als Ersatz zu betrachtendes Festlösungselement. Ein P-Gehalt über etwa 0,10 Gewichtsprozent führt zu einer Verhärtung des Materials. Die Verarbeitbarkeit verschlechtert sich. Erfindungsgemäß liegt der P-Gehalt daher bei etwa 0,10 Gewichtsprozent oder weniger. Vorzugsweise beträgt der P-Gehalt zwischen etwa 0,001 und 0,030 Gewichtsprozent.
    • S: etwa 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
  • Da S eine Rotverkürzung bewirkt, ist S normalerweise ein verunreinigendes Element, das so weit wie möglich im Stahl vermieden werden sollte. Wenn jedoch erfindungsgemäß der Gehalt an S weniger als etwa 0,003 Gewichtsprozent beträgt, wird ein feines Sulfid gebildet. Dies verschlechtert das Material. Liegt der Gehalt über 0,050 Gewichtsprozent, so erhöht sich die Menge an niedergeschlagenem Sulfid. Dies verschlechtert die Verarbeitbarkeit. Erfindungsgemäß liegt der Gehalt an S zwischen etwa 0,003 und 0,050 Gewichtsprozent. Um die Verarbeitbarkeit aufrechtzuerhalten, den Niederschlag des Zementits durch den Einsatz von Sulfid als Niederschlagsstelle zu nutzen und damit die Anti-Alterungseigenschaften zu verbessern, liegt der Gehalt an S vorzugsweise zwischen etwa 0,005 und 0,030 Gewichtsprozent.
    • Al: etwa 0,001 bis unter 0,010 Gewichtsprozent
  • Im gewöhnlichen Aluminium enthaltenden beruhigten Stahl wird Al als Deoxidationsmittel hinzugefügt. Weiterhin wird Al hinzugefügt, um AlN niederschlagen zu lassen und die Alterung auf Grund gelösten Stickstoffs im Stahl zu vermeiden. Da erfindungsgemäß jedoch die Nitrid bildenden Elemente Ti und B hinzugefügt werden, genügt eine Zugabe von Al bis zu dem Maße, in dem eine Deaxidation stattfindet oder der Sauerstoffgehalt geregelt wird. Für diesen Zweck muss Al hinzugefügt werden sodass etwa 0,001 Gewichtsprozent oder mehr von Al vorhanden sein können. Wenn andererseits der Gehalt an Al mehr als etwa 0,010 Gewichtsprozent beträgt, erhöht sich die Menge nichtmetallischer Einschlüsse wie zum Beispiel Al&sub2;O&sub3;. Es besteht die Gefahr, dass der nichtmetallische Einschluss Risse während des Pressens hervorruft. Ein hoher Gehalt an Al führt zu einer Erhöhung der Menge an gelöstem Al. Das Kornwachstum während des Glühens wird gehemmt, was zu einer Verschlechterung der Verarbeitbarkeit führt. Dementsprechend legt der Gehalt an Al im Bereich zwischen etwa 0,003 und 0,010 Gewichtsprozent.
    • N: etwa 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
  • Bei einem üblichen schweißbaren Stahlblech muss der Gehalt an N so weit wie möglich reduziert werden, da N durch die Einführung gelösten Stickstoffs eine Alterung und damit Verschlechterung des Stahls bewirkt. Wir haben jedoch entdeckt, dass ein Nitrid als Niederschlagsstelle für Zementit fungieren und dienen kann. Demzufolge ist N erfindungsgemäß ein notwendiges Element. Wenn der Gehalt an N unter etwa 0,0001 Gewichtsprozent liegt, kann die Funktion des Bildens einer Niederschlagsstelle für Zementit nicht erreicht werden. Wenn andererseits der Gehalt an N etwa 0,0050 Gewichtsprozent übersteigt, muss eine große Menge von teurem Ti hinzugefügt werden, um N zu binden, sodass die Kosten für die Stahlschmelze erheblich steigen. Erfindungsgemäß liegt der Gehalt an N zwischen etwa 0,0001 und 0,0050 Gewichtsprozent. Der Gehalt an N liegt vorzugsweise zwischen etwa 0,0001 und 0,0030 Gewichtsprozent.
    • B: etwa 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent
  • Im Kühlungsprozess beim Dauerglühen ist ein B-Gehalt von mindestens etwa 0,0016 Gewichtsprozent oder mehr erforderlich, um einen Bor-Niederschlag (Fe&sub2;B, Fex(C, B)y als Niederschlagsstelle für Zementit zu schaffen. Bei einem B-Gehalt über etwa 0,0050 Gewichtsprozent bewirkt gelöstes B eine Verschlechterung des Materials. Vorzugsweise liegt der Gehalt an B im Bereich von etwa 0,5 · N (Gewichtsprozent) bis etwa 3,0 · N (Gewichtsprozent) relativ zu N, wobei der Bereich von etwa 1,5 · N (Gewichtsprozent) bis 3,0 · N (Gewichtsprozent) noch günstiger ist. Im letztgenannten Bereich wird der Niederschlagseffekt des Zementits durch die Bor-Serie besser gefördert.
    • Ti: etwa 0,001 Gewichtsprozent oder mehr, und
  • Ti (Gew.-%)/[1,5 · S (Gew.-%) + 3,4 · N (Gew.-%)] ≤ etwa 1,0.
  • Ti bildet ein Karbid, ein Nitrid und ein Sulfid. Damit N als TiN gebunden und der nichtmetallische Einschluss der Ti-Serie die Niederschlagsstelle des Zementits während des Dauerglühens wird, ist erfindungsgemäß ein Gehalt an Ti von etwa 0,001 Gewichtsprozent erforderlich. MnS verschlechtert die Verarbeitbarkeit. Um daher so wenig MnS wie möglich niederzuschlagen, ist es notwendig, Ti (Gew.-%)/[1,5 · S (Gew.-%) + 3,4 · N (Gew.-%)] ≤ etwa 1,0 festzusetzen und ein Ti enthaltendes Sulfid (TiS, Ti&sub4;C&sub2;S&sub2;) niederzuschlagen. Das heißt: da TiS und Ti&sub4;C&sub2;S&sub2; mehr Korn als MnS bilden, bewirken sie eine geringere Verschlechterung beim Streckbördeln. Weiterhin führt ein Gehalt von Ti (Gew.-%)/[1,5 · S (Gew.-%) + 3,4 · N (Gew.-%)] ≥ etwa 1,0 zum Niederschlag von ultrafeinem TiC, dessen Durchmesser 0,050 um oder weniger beträgt. Während des Dauerglühens wird das Rekristallisationsverhalten verzögert. Zusätzlich wird danach das Kornwachstum unterdrückt, was zu einer Verschlechterung der Verarbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt an Ti definiert mit etwa 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und Ti (Gew.-%)/[1,5 · S (Gew.-%) + 3,4 · N (Gew.-%)] ≤ etwa 1,0, vorzugsweise etwa 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und Ti (Gew.-%)/ [1,5 · S (Gew.-%) + 3,4 · N (Gew.-%)] ≤ etwa 0,8.
    • Nb: Die Gesamtmenge an Nb und Ti liegt zwischen 0,006 und 0,050 Gewichtsprozent.
  • Nb bildet ein Oxid (NBxOy) und fördert den Niederschlag der Nitride (TiN, BN oder Ähnliches). Das Nitrid wird als Niederschlagsstelle für Zementit niedergeschlagen, um die Anti-Alterungseigenschaften zu verbessern. Deshalb ist Nb vorzugsweise vorhanden. Um eine ausgezeichnete Wirkung zu erzielen, ist eine Gesamtmenge an Ti und Nb von etwa 0,006 bis 0,050 Gewichtsprozent wünschenswert. Das heißt: wenn der Gesamtgehalt an Ti und Nb unter etwa 0,006 Gewichtsprozent liegt, wird nur eine geringe Wirkung erzielt. Übersteigt der Gehalt etwa 0,050 Gewichtsprozent, so wird feines NbC niedergeschlagen, wodurch die Tiefziehbarkeit beeinträchtigt wird. Noch mehr vorzuziehen ist ein Gesamtgehalt an Ti und Nb zwischen etwa 0,006 und 0,030 Gewichtsprozent.
    • Cr: etwa 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent
  • Das erfindungsgemäße kalt gewalzte Stahlblech kann neben den oben genannten Bestandteilen Cr aufweisen. Cr hat die Wirkung, dass das Karbid ohne Beeinträchtigung der Verarbeitbarkeit gebildet wird. Dies verbessert die Anti- Alterungseigenschaften. Um eine ausgezeichnete Wirkung zu erzielen, ist ein Gehalt an Cr von mindestens etwa 0,05 Gewichtsprozent günstig. Ein Cr-Gehalt von mehr als 1,00 Gewichtsprozent erhöht jedoch die Kosten für den Stahl in nicht vertretbarer Weise. Wenn also Cr vorhanden ist, liegt der Gehalt an Cr zwischen etwa 0,05 und 1,00 Gewichtsprozent oder besser zwischen etwa 0,05 und 0,50 Gewichtsprozent.
  • Sauerstoffgehalt: etwa 0.002 bis 0,010 Gewichtsprozent; Summe des Si- Gehalts und des Al-Gehalts: etwa 0,005 Gewichtsprozent oder mehr
  • Das Oxid (SixOy, AlxOy, MnxOy, TixOy, NbxOy, BxOy oder Ähnliches) dient als Niederschlagsstelle für das Sulfid (Ti&sub4;C&sub2;S&sub2;, TiS, MnS) und das Nitrid (TiN, BN). Das Sulfid und das Nitrid können ebenfalls als Niederschlagsstelle für das Zementit verwendet werden. Dementsprechend ist ein Gehalt an Oxid günstig. Um das Oxid im Stahl zu schaffen, beträgt der Sauerstoffgehalt vorzugsweise mindestens etwa 0,002 Gewichtsprozent. Ein Gehalt von mehr als etwa 0,010 Gewichtsprozent lässt andererseits die Menge des Oxids zu groß werden. Dies birgt die Tendenz in sich, dass Risse auf Grund von Einschlüssen entstehen. Deshalb beträgt der Sauerstoffgehalt vorzugsweise etwa 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent.
  • Wenn die Oxide, insbesondere SixOy oder AlxOy, ausdrücklich als Niederschlagsstellen für das Sulfid, das Nitrid und das Zementit verwendet werden, liegt die Summe des Si- und des Al-Gehalts vorzugsweise bei etwa 0,005 Gewichtsprozent oder mehr. Da ein geringerer Gehalt als etwa 0,005 Gewichtsprozent nur eine geringe Wirkung zeigt, wird die Untergrenze für die Summe von Si plus Al auf etwa 0,005 Gewichtsprozent, noch besser auf etwa 0,010 bis 0,050 Gewichtsprozent, festgelegt.
    • Verteilung des Oxids, des Sulfids und des Nitrids
  • Vorzugsweise weisen das Oxid, das Sulfid und das Nitrid durchschnittliche Durchmesser von 0,01 bis 0,50 um und durchschnittliche Abstände von etwa 0,5 bis 5,0 um auf. Ein durchschnittlicher Durchmesser unter etwa 0,01 um ist zu fein. Ein durchschnittlicher Durchmesser über etwa 0,50 um ist zu grob. Daher wird der Niederschlag des Zementits unterdrückt. Wenn der durchschnittliche Abstand unter etwa 0,5 um liegt, ist die Verteilung zu dicht. Daher wird das kristalline Wachstum unterdrückt, wodurch sich wichtige Merkmale wie zum Beispiel die Dehnung verschlechtern. Beträgt der durchschnittliche Abstand über etwa 5,0 um, so ist er zu groß. Dies ist für den Niederschlag des Zementits von Nachteil.
  • Obgleich die Stahlfertigungsbedingungen leinen speziellen Beschränkungen unterliegen, erfolgt die Fertigung vorzugsweise wie unten beschrieben. Hinsichtlich des speziellen Temperaturbereichs der Bramme ist festzustellen, dass die Abkühlgeschwindigkeit die Entstehung solcher nichtmetallischer Einschlüsse wie Oxide, Nitride und Sulfide als Niederschlagsstellen für Zementit während des Glühens nach dem Kaltwalzen bewirkt. Deshalb ist die Abkühlgeschwindigkeit vorzugsweise auf etwa 1400 bis 1100ºC beschränkt. In diesem Temperaturbereich führt eine Abkühlgeschwindigkeit unter etwa 10ºC/min dazu, dass der Niederschlag grob verteilt wird. Liegt die Abkühlgeschwindigkeit andererseits über etwa 100ºC/min, so wird die Entstehung des Oxids, des Nitrids und des Sulfids unterdrückt. Damit geht die Wirkung des Oxids, des Nitrids und des Sulfids als Niederschlagsstellen für Zementit verloren.
  • Aus diesen Gründen liegt die Abkühlgeschwindigkeit der Bramme vorzugsweise zwischen etwa 10 und 100ºC/min.
  • Die Wiedererwärmtemperatur der Bramme liegt vor dem Warmwalzen bei 1100 ºC oder darunter. Im Warmwalzprozess wird die Dressierwalztemperatur auf einen kritischen Wert Ar&sub3; oder mehr festgesetzt. Dies ist vorzuziehen, wenn ein Stahlblech mit guten EI- und -Werten gefertigt wird. Es ist kein Problem, wenn im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung verschiedene Walzverfahren angewandt werden, die Verfahren wie das Direktwalzen (NDR) ohne einmaliges Abkühlen der Bramme auf Zimmertemperatur, das Warmbeschickungswalzen (HCR), das Warmwalzen mit Schmierung und das vollständig kontinuierliche Warmwalzen oder das Endlos-Warmwalzsystem mit einer Platinenverbindungsvorrichtung einschließen.
  • Weiterhin erfolgt das Wiedererwärmen oder Temperaturhalten bei einer Temperatur von etwa 1100ºC oder weniger. Warmvorwalzen und Dressier-Warmwalzen bei etwa 850ºC oder weniger schließen sich im Warmwalzprozess an. Zu diesem Zeitpunkt, d. h. beim letzten Durchgang des Warmvorwalzens, genügt die Beziehung zwischen der Temperatur T (ºC) und dem Reduktionsverhältnis R (%) vorzugsweise der Bedingung 0,02 &le; R/T &le; etwa 0,08, um das Warmwalzen und Bundwickeln im Temperaturbereich von etwa 550 bis 750ºC auszuführen. Unter der Bedingung R/T < etwa 0,02 ist nach dem Glühen nach dem Kaltwalzen ein Pressen nötig, da ein als Wellenbildung bezeichneter Oberflächendefekt auftritt. Wenn R/T andererseits größer ist als etwa 0,08, erhöht sich das Reduktionsverhältnis beim Warmvorwalzen was eine stärkere Belastung der Anlagen bedeutet. Wenn Hochtemperatur- Bundwickeln bei 750ºC oder mehr stattfindet, erhöht sich die Menge der Schuppenbildung. Da die Beizfähigkeit abnimmt, ist es wünschenswert, dass das Bundwickeln bei etwa 700ºC oder weniger erfolgt. Die Abkühlgeschwindigkeit vom Abschluss des Bundwickelns bis etwa 500ºC wird auf etwa 1,5ºC/min oder weniger festgesetzt, um das Zementit vorteilhafterweise im warm gewalzten Bandstahl zur Bildung von Kügelchen zu veranlassen.
  • Obwohl es nicht notwendig ist, die Kaltwalzbedingungen in spezieller Weise zu beschränken, ist ein hohes Reduktionsverhältnis vorteilhaft, um einen kalt gewalzten Stahl mit einem hohen -Wert zu erhalten. Das Reduktionsverhältnis beträgt vorzugsweise etwa 40% oder mehr, noch besser etwa 60% oder mehr.
  • Vorzugsweise wird Dauerglühen angewandt, um das Rekristallisationsglühen durchzuführen. Somit können Reinigungsanlagen vor dem Glühen und Vergütungswalzanlagen nach dem Glühen kontinuierlich betrieben werden. Die kann nicht nur die Bundverteilung verbessern, sondern verringert auch erheblich die Zahl der Fertigungstage im Vergleich zum herkömmlichen Kastenglühen.
  • Was die Rekristallisationsglühtemperatur anlangt, wird der Stahl vorzugsweise fünf Minuten lang oder weniger bei einer Temperatur gehalten, die zwischen der Rekristallisationstemperatur und etwa 850ºC Liegt. Unterhalb der Rekristallisationstemperatur verbleibt eine Deformationsspannung. Dies führt zu Einem Material mit hoher Formfestigkeit und geringer Dehnung, das im Formungsprozess zu Rissbildung neigt. Andererseits kommt es bei einer Temperatur über 850ºC zu einer zufälligen (111)-Rekristallisationsstruktur. Pressformen kann folglich zu Pressrissen führen.
  • Im Abkühlprozess des Dauerglühens verbleibt der Stahl vorzugsweise über einen relativ langen Zeitraum in einem Temperaturbereich (von etwa 300 bis 500ºC), der für den Niederschlag des gelösten C günstig ist. In einem derartigen Temperaturbereich wird vorzugsweise während mindestens etwa 5 Sekunden oder mehr das Zementit niedergeschlagen. Wenn allerdings eine Zeitspanne über etwa 120 Sekunden notwendig ist, sind große Anlagen oder eine Verringerung der Liniengeschwindigkeit erforderlich. Deshalb werden die Anlagenkosten unvermeidlich steigen oder die Produktivität wird erheblich gesenkt. Dies muss natürlich vermieden werden. Im Folgenden werden mehrere spezifische Beispiele ausführlich beschrieben.
    • Beispiel 1
  • Die Bramme bestand aus der in den Tabellen 3-a, 3-b und 3-c gezeigten Zusammensetzung und wies eine Dicke zwischen 300 und 320 mm auf. Wie in den Tabellen 4-a, 4-b und 4-c dargestellt, wurde die Bramme wieder auf 900 bis 1250ºC erwärmt. Beim Warmvorwalzen in drei Durchgängen wurden Temperatur und Reduktionsverhältnis im letzten Durchgang variiert. Es wurden 25 bis 30 mm dicke Platinen geformt. In einem Dressierwalzwerk mit sieben Gerüsten wurde das Warmwalzen durchgeführt, sodass die Dressier-Endtemperatur zwischen 700 und 900ºC und die Dressierblechdicke 3,0 bis 3,5 mm betrug. Das Bundwickeln wurde bei einer Temperatur von 700ºC oder weniger vorgenommen. Nach dem Beizen wurde das Kaltwalzen ausgeführt, um kalt gewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 0,8 mm herzustellen. Danach wurde unter den Dauerglühbedingungen gemäß den Tabellen 4-a, 4-b und 4-c das Rekristallisationsglühen ausgeführt. Das Vergütungswalzen erfolgte mit einem Reduktionsverhältnis von 0,8%. Es wurde dafür gesorgt, dass die Richtungen 0º, 45º und 90º relativ zur Walzrichtung der erhaltenen Stahlbleche mit der Längsrichtung des Musterplatine zusammenfielen. Auf diese Weise wurde das Blech für den JIS-5-Zugspannungstest gefertigt. Die Durchschnittswerte für r und A.I. wurden ermittelt. Die mechanischen Eigenschaften von YS, TS und EI wurden in der 0º- Richtung ermittelt. Die Durchschnittswerte der r-Werte wurden mittels der folgenden Gleichung (2) gewonnen und in Tabelle 4 dargestellt:
  • Durchschnittswert des r-Wertes = (X&sub0; + 2X&sub4;&sub5; + X&sub9;&sub0;)/4 (2)
  • wobei X&sub0; den Eigenschaftswert in der Richtung 0º relativ zur Walzrichtung,
  • X&sub4;&sub5; den Eigenschaftswert in der Richtung 45º relativ zur Walzrichtung,
  • X&sub9;&sub0; den Eigenschaftswert in der Richtung 90º relativ zur Walzrichtung repräsentiert. Tabelle 3-a (Gewichtsprozent) Tabelle 3-b (Gewichtsprozent) Tabelle 3-c (Gewichtsprozent) Tabelle 4-a1 Tabelle 4-a2 Tabelle 4-b1 Tabelle 4-b2 Tabelle 4-c1 Tabelle 4-c2
  • Im Zementit des warm gewalzten Stahlblechs wurde der Querschnitt parallel zur Walzrichtung des warm gewalzten Stahlblechs mit dem Scanner-Elektronenmikroskop (SEM) bei 1000-facher Vergrößerung betrachtet. Eine Vorrichtung mit Bildanalysesystem würde verwendet, um die lange Seite und die kurze Seite des Niederschlags zu messen. Die weiter oben definierte Gleichung (1) wurde verwendet, um den Formparameter S zu berechnen.
  • Im Ergebnis dessen wurden in dem kalt gewalzten Stahlblech, beginnend mit dem warm gewalzten Bandstahl mit erfindungsgemäßer chemischer Zusammensetzung und Zementitform, folgende Werte erreicht: EI &ge; 45%, A.I. &le; 40 MPa und ein -Wert &ge; etwa 1,5. Es wurde festgestellt, dass das Stahlblech eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit und ausgezeichnete Anti-Alterungseigenschaften aufwies.
    • Beispiel 2
  • Die Stahlbramme bestand aus verschiedenen, in Tabelle 5 dargestellten Stahlzusammensetzungen und wies eine Dicke von 250 mm auf. Die Stahlbramme wurde im Stranggussverfahren gegossen. Im Abkühlprozess wurde die Bramme in Intervallen von 1400 auf 1100ºC mittels Wasserkühlung bei verschiedenen Albkühlgeschwindigkeiten in einem durchschnittlichen Bereich von 8 bis 200ºC/min abgekühlt. Zu diesem Zeitpunkt wurde die Temperatur der Bramme mit einem Strahlungsthermometer gemessen. Dann wurde die Bramme zu einem Tiefofen gebracht, um bis auf 900 bis 1080ºC wieder erwärmt zu werden. Beim Warmvorwalzen in 3 Durchgängen wurden Temperatur und Reduktionsverhältnis im Abschlussdurchgang variiert. Es wurde eine Platine mit einer Dicke von 30 mm geformt. In einem Dressierwalzwerk mit sieben Gerüsten wurde das Warmwalzen durchgeführt, sodass die Dressier-Endtemperatur zwischen 750 und 820ºC und die Dressierblechdicke 3,5 mm betrug. Das Bundwickeln wurde bei einer Temperatur von 700ºC oder weniger vorgenommen. Nach dem Beizen wurde das Kaltwalzen ausgeführt, um kalt gewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 0,8 mm herzustellen. Danach wurde unter den Dauerglühbedingungen gemäß Tabelle 6 das Rekristallisationsglühen ausgeführt. Das Vergütungswalzen erfolgte mit einem Reduktionsverhältnis von 0,8%. Die mechanischen Eigenschaften des resultierenden Stahlblechs wurden untersucht und sind in Tabelle 7 dargestellt. Ein der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung und den erfindungsgemäßen Fertigungsbedingungen entsprechendes Stahlblech wurde erhalten, das sowohl eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit als auch ausgezeichnete Anti-Alterungseigenschaften aufwies. Tabelle 5 (Gewichtsprozent) Tabelle 6
  • * durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit 1400&rarr;1100ºC Tabelle 7
    • Beispiel 3
  • Die Bramme wies die Stahlzusammensetzung gemäß Tabelle 8 und eine Dicke von 300 mm auf. Wie in Tabelle 9 dargestellt, wunde die Bramme auf 900 bis 1250 ºC wieder erwärmt. Beim Warmvorwalzen in 3 Durchgängen wurden Temperatur und Reduktionsverhältnis im letzten Durchgang variiert. Es wurde eine Platine mit einer Dicke von 30 mm gebildet. In dem Dressierwalzwerk mit sieben Gerüsten wurde das Warmwalzen durchgeführt, sodass die Dressier-Endtemperatur zwischen 700 und 900ºC und die Dressierblechdicke 3,5 mm betrug. Das Bundwickeln wurde bei einer Temperatur von 700ºC oder weniger vorgenommen. Nach dem Beizen wurde das Kaltwalzen ausgeführt, um kalt gewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 0,8 mm herzustellen. Danach wurde unter den in Tabelle 9 dargestellten Bedingungen das Rekristallisationsglühen ausgeführt. Das Vergütungswalzen erfolgte mit einem Reduktionsverhältnis von 0,8%. Die mechanischen Eigenschaften des resultierenden Stahlblechs wurden untersucht und sind in Tabelle 10 dargestellt. Ein der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung und den erfindungsgemäßen Fertigungsbedingungen entsprechendes Stahlblech wurde erhalten, das sowohl eine gute Verarbeitbarkeit als auch gute Anti-Alterungseigenschaften aufwies. Tabelle 8 Tabelle 9 Tabelle 10
  • In der Beschreibung der vorliegenden Erfindung wurden bezüglich der Messung der Verteilung nichtmetallischer Einschlüsse drei Arten nichtmetallischer Einschlüsse (das Oxid, das Sulfid und das Nitrid) der Bequemlichkeit halber als Beispiele genannt. Neben diesen drei Arten nichtmetallischer Einschlüsse können im Stahl selbstverständlich auch Oxysäurenitrid, Oxysäuresulfid, Karbonitrid oder Ähnliches vorhanden sein. Deshalb bilden auch diese zusammengesetzten nichtmetallischen Einschlüsse einen Messgegenstand.
  • Das erfindungsgemäß gefertigte Stahlblech weist ausgezeichnete mechanische Eigenschaften wie Tiefziehbarkeit und Anti-Alterungseigenschaften auf. Da es sich bei dem Material um beruhigten Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt handelt, weist das erfindungsgemäße Stahlblech darüber hinaus viel bessere Eigenschaften (zum Beispiel Behandelbarkeit durch chemische Konversion und Schweißstärke) auf als ein vergleichbarer beruhigter Stahl mit außerordentlich geringem Kohlenstoffgehalt. Das Material selbst ist billig und die Verarbeitbarkeit in Dauerglühanlagen sehr gut. Die Liniengeschwindigkeit lässt sich ohne weiteres erhöhen Die Massenproduktion ist effektiv, und die Fertigungskosten werden erheblich gesenkt.

Claims (6)

1. Kalt gewalztes Stahlblech, welches aufweist:
C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
Mn: 0,01-1,50 Gewichtsprozent
P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und
Ti (Gew-%)/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] &le; 1,0;
und
B: 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent,
sowie optional eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus
Nb: 0,006 &le; Nb + Ti &le; 0,050 Gewichtsprozent
Cr: 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent Cr,
O: 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent O,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
2. Kalt gewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, das aufweist:
Si und Al, wobei die Summe des Si-Gehalts und des Al-Gehalts 0,005 Gewichtsprozent oder mehr beträgt;
und nichtmetallische Einschlüsse, wobei diese nichtmetallischen Einschlüsse aus mindestens einem Oxid, Sulfid oder Nitrid bestehen, wobei der durchschnittliche Durchmesser derartiger Einschlüsse zwischen 0,01 und 0,50 um und der durchschnittliche Abstand zwischen ihnen 0,5 bis 5,0 um beträgt.
3. Warm gewalzter Bandstahl zur Verwendung bei der Fertigung eines kalt gewalzten Stahlbleches nach Anspruch 1, welcher aufweist:
C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
Mn: 0,01-1,50 Gewichtsprozent
P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und
Ti (Gew-%/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] &le; 1,0;
und
B: 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent,
sowie optional eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus
Nb: 0,006 &le; Nb + Ti &le; 0,050 Gewichtsprozent
Cr: 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent Cr,
O: 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent O,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht,
wobei in Bezug auf den Querschnitt einer Struktur die Form eines Zementits mit Ausnahme des Zementits im Perlit einem Formparameter S von 1,0 bis 5,0 entspricht, der mittels der folgenden Gleichung (1) ermittelt wird:
S = (1/n)&Sigma;(Lli/Lsi) (1)
wobei Lli die Länge einer langen Seite des i-ten Zementits (um) und
Lsi die Länge einer kurzen Seite des i-ten Zementits (um) repräsentieren.
4. Verfahren zur Fertigung eines kalt gewalzten Stahlblechs, bei welchem eine Stahlbramme bereitgestellt wird, die Folgendes enthält:
C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
Mn: 0,01-1,50 Gewichtsprozent
P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und
Ti (Gew-%)/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] &le; 1,0;
und
B: 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent,
sowie optional eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus
Nb: 0,006 &le; Nb + Ti &le; 0,050 Gewichtsprozent
Cr: 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent Cr,
O: 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent O,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei dieses Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
(a) Wiedererwärmen oder Halten der Stahlbramme auf einer Temperatur von 1100ºC oder weniger;
(b) ein Warmwalzen unter Einschluss eines Warmvorwalzschrittes mit einem letzten Durchgang und einem Dressierungs-Warmwalzschritt,
wobei das Warmvorwalzen der Stahlbramme so ausgeführt wird, dass die Beziehung zwischen der Temperatur T (ºC) und dem Reduktionsverhältnis R (%) während des letzten Durchgangs des Warmvorwalzens der folgenden Bedingung genügt:
0,02 &le; R/T &le; 0,08, und
Warmwalzen der Stahlbramme bei 850ºC oder weniger im Dressierungs- Warmwalzschritt, um ein warm gewalztes Stahlblech herzustellen;
(c) Haspeln des erhaltenen warm gewalzten Stahlblechs,
(d) Kaltwalzen; und
(e) in einem Dauerglühprozess,
Halten des erhaltenen Stahlblechs fünf Minuten lang oder weniger im Bereich von der Rekristallisationstemperatur bis 850ºC, Abkühlen des erhaltenen Stahlblechs und das Ruhenlassen für 5 bis 120 Sekunden bei einer Temperatur zwischen 500 und 300ºC.
5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei die Stahlbramme im Stranggussverfahren hergestellt, mit einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit von 10 bis 100ºC pro Minute im Kühlschritt von 1400 auf 11000ºC abgekühlt und danach warm gewalzt wird.
6. Verfahren zur Fertigung eines warm gewalzten Bandstahls nach Anspruch 3, wobei die Stahlbramme aufweist:
C: mehr als 0,015 bis 0,150 Gewichtsprozent
Si: 1,0 Gewichtsprozent oder weniger
Mn: 0,01-1,50 Gewichtsprozent
P: 0,10 Gewichtsprozent oder weniger
S: 0,003 bis 0,050 Gewichtsprozent
Al: 0,001 bis weniger als 0,010 Gewichtsprozent
N: 0,0001 bis 0,0050 Gewichtsprozent
Ti: 0,001 Gewichtsprozent oder mehr und
Ti (Gew-%)/[1,5 · S (Gew-%) + 3,4 · N (Gew-%)] &le; 1,0;
und
B: 0,0016 bis 0,0050 Gewichtsprozent,
sowie optional eine oder mehrere Arten, ausgewählt aus
Nb: 0,006 &le; Nb + Ti &le; 0,050 Gewichtsprozent
Cr: 0,05 bis 1,00 Gewichtsprozent Cr,
O: 0,002 bis 0,010 Gewichtsprozent 0,
wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht,
wobei dieses Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
(a) Wiedererwärmen oder Halten der Stahlbramme auf einer Temperatur von 1100ºC oder weniger;
(b) ein Warmwalzen unter Einschluss eines Warmvorwalzschrittes mit einem letzten Durchgang und einem Dressierungs-Warmwalzschritt,
wobei das Warmvorwalzen der Stahlbramme so ausgeführt wird, dass die Beziehung zwischen der Temperatur T (ºC) und dem Reduktionsverhältnis R (%) während des letzten Durchgangs des Warmvorwalzens der folgenden Bedingung genügt:
0,02 &le; R/T &le; 0,08, und
Warmwalzen der Stahlbramme bei 85000 oder weniger im Dressierungs- Warmwalzschritt.
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